KR101128220B1 - 굽힘 가공성이 우수한 인장강도 980㎫ 이상의 고강도 강판 - Google Patents

Abstract

본 발명의 고강도 강판은, C : 0.1~0.25%(질량%의 의미, 화학 성분 조성에 대해서는 이하 동일), Si : 0.1~0.5%, Mn : 0.5~2.0%, Cr : 0.1~1.5%, Mo : 0.1~0.5%, Ti : 0.01~0.05% 및 Nb : 0.01~0.05%를 각각 함유하는 외에, V : 0.01~0.05% 및/또는 B : 0.0001~0.005%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 구오스테나이트의 평균 입경이 20㎛ 이하임과 함께, 구오스테나이트 입경 분포의 표준편차(σ)가 5㎛ 이하이며, 인장강도가 980㎫ 이상이다. 이러한 구성에 의해, 고강도를 유지하면서 굽힘 가공성도 양호해진다.

Description

굽힘 가공성이 우수한 인장강도 980㎫ 이상의 고강도 강판{HIGH STRENGTH STEEL PLATE WITH 980㎫ OR ABOVE TENSILE STRENGTH EXCELLENT IN BENDING WORKABILITY}

본 발명은, 인장강도 980㎫ 이상의 고강도를 유지하면서, 굽힘 가공성도 우수한 고강도 강판에 관한 것이며, 특히 대형화가 요구되고 있는 건축 기계 구조물에 적합하게 이용할 수 있는 강판에 관한 것이다.

최근, 중국을 중심으로 하여 도시화가 급속히 진행되고 있다. 이에 따라, 토목ㆍ건축 관련의 공사량은 증가하고 있고, 건축 기계에 대한 수요의 증가가 현저해지는 경향이 있다.

한편, 건축 기계 구조물에 의한 작업 효율 향상은 이후의 도시 개발에서 중요해질 것이 예상되어, 작업 효율 향상을 위한 건축 기계 구조물의 대형화도 진행되고 있다. 그러나, 지구 환경 문제에 대한 대응 때문에 크레인 자체의 중량 제약도 엄격해지고 있어, 보다 고강도(예컨대, 인장강도로 980㎫ 이상)인 후(厚)강판이 필요해지고 있다.

또한 이러한 고강도 후강판은, 건축 기계 구조물에 대한 적용을 고려한 경우, 그의 가공성(특히 굽힘 가공성)이 양호할 것도 요구되게 된다. 그러나, 고강도와 가공성은 상반되는 특성이어서, 양쪽의 특성을 만족시키는 것은 곤란하다.

인장강도가 780㎫ 이상인 고장력 후강판에서, 그의 균일 신장을 개선한 기술로서, 예컨대, 일본 특허공개 제2002-88440호 공보와 같은 기술도 제안되어 있다. 이 기술은, 구오스테나이트(이하, 「구γ」라고 약기하는 경우가 있음) 입경의 미세화(입도 번호로 7 이상 또는 판두께 방향 두께 평균으로 10㎛ 이하)를 도모하여 전위의 장해를 많게 하여 가공 경화능을 높임으로써, 균일 신장을 개선하는 것이다. 그러나, 구γ 입경의 미세화를 도모한 것만으로, 반드시 가공성이 양호해지는 것은 아니라는 것을 알았다.

본 발명은, 이러한 상황하에서 이루어진 것으로, 그 목적은, 인장강도가 980㎫ 이상이라는 고강도를 유지하면서 굽힘 가공성도 양호한 고강도 강판을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 고강도 강판은, C : 0.1~0.25%(질량%의 의미, 화학 성분 조성에 대해서는 이하 동일), Si : 0.1~0.5%, Mn : 0.5~2.0%, Cr : 0.1~1.5%, Mo : 0.1~0.5%, Ti : 0.01~0.05% 및 Nb : 0.01~0.05%를 각각 함유하고, V : 0.01~0.05% 및 B : 0.0001~0.005% 중 적어도 한쪽을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 구오스테나이트의 평균 입경이 20㎛ 이하임과 함께, 구오스테나이트 입경 분포의 표준편차(σ)가 5㎛ 이하이며, 인장강도가 980㎫ 이상이다.

본 발명의 고강도 강판에 있어서는, 필요에 따라 추가로 Ca : 0.0005~0.01%를 함유시키는 것도 유효하며, 이에 따라 고강도 강판의 특성을 더 향상시킬 수 있다.

본 발명에 의하면, 화학 성분 조성을 적절히 조정함과 함께, 구γ의 평균 입경 및 구γ 입경 분포의 표준편차(σ)를 적절한 범위로 제어함으로써, 인장강도가 980㎫ 이상이라는 고강도를 유지하면서 굽힘 가공성도 양호한 고강도 강판을 실현 할 수 있고, 이러한 강판은 대형 건축 기계 구조물의 소재로서 매우 유용하다.

상기한 본 발명에 의하면, 인장강도가 980㎫ 이상이라는 고강도를 유지하면서 굽힘 가공성도 양호한 고강도 강판을 제공할 수 있다.

본 발명자는, 인장강도가 980㎫ 이상인 강판에서 양호한 굽힘 가공성을 실현하기 위해 다양한 각도에서 검토했다. 조직적으로는, 구γ 입경의 미세화를 도모함으로써, 균일 신장을 개선할 수 있는 것은 제안되어 있다(상기 일본 특허공개 제2002-88440호 공보). 그러나, 구γ 입경의 미세화를 도모한 것만으로는, 반드시 굽힘 가공성이 개선되는 것은 아니라는 것이 분명해졌다. 그래서, 본 발명자는 이러한 현상이 생기는 원인에 대하여 검토했다.

그 결과, 상기와 같은 강판에서는, 구γ 입경의 이방성에 대해서는 조금도 고려되어 있지 않아, 화학 성분 조성이나 제조 조건에 따라 이방성이 현저해지고, 이것을 원인으로 하여 강판 재질에 격차가 발생하게 되고, 이러한 격차가 강도나 인성의 격차를 발생시키는 것 외에, 균일 신장에 관해서도 격차를 발생시켜서, 이에 의해 가공성이 손상되는 것이 판명되었다.

그래서, 본 발명자는, 구γ 입경의 미세화를 도모함과 함께 그 격차를 저감하면, 신장이 개선되어, 굽힘 가공성도 개선되는 것은 아닐까라는 착상하에서, 그 구체적 수단에 대하여 화학 성분 조성 및 제조 조건의 면에서 검토를 진행시켰다. 특히, 격차가 발생하는 원인은, 다양한 요인에 의해 재결정 입자 성장에 불균일이 생기고, 이것이 격차 발생의 원인이 된다고 생각하여, 이러한 불균일한 재결정 입자 성장을 억제하기 위한 조건에 대하여 검토했다.

그 결과, 화학 성분 조성의 설정 방향으로서, 다음과 같은 지견을 얻을 수 있었다. 인장강도가 980㎫ 이상인 강판을 실현하기 위해서는, 종래에는 고용 강화능이 높은 Cu나 Ni 등을 첨가하는 것이 유용했지만, 본 발명의 강판에서는 이들 원소를 전혀 함유하지 않는 성분계로 했다. 이로써, 재결정 온도역은 종래의 성분계에 비하여 넓어져서, 불균일하게 발생한 재결정 조직을 잠식하는 빈도가 증가하여, 보다 균일한 조직을 얻기 쉬워진다. 또한, 적정량의 Nb나 Ti를 첨가함으로써, 이들 탄질화물에 의한 결정 입자의 피닝(pinning) 효과가 발휘되어, 구γ 입경을 보다 미세하게 하는 것이 가능해진다.

한편, 본 발명자는, 불균일한 재결정 조직의 생성을 억제하기 위한 제조 조건에 대해서는, 다음과 같은 지견을 얻을 수 있었다. 우선, 마무리 압연시의 최장 패스 사이의 시간을 15초 이내로 하고, 한 장의 강판의 압연에 있어서의 1패스당 압하율 중, 적어도 3회는 20~30% 정도로 하여 균일 압하로 제어함으로써, 불균일하게 발생하는 재결정을 억제하고, 또한 핵생성 사이트의 증가에 의해, 균일하고 미세한 조직을 얻을 수 있게 된다. 또, 상기 패스 사이의 시간은, 강판 길이 방향의 최선단이 압하되고 나서, 다음 패스에서 같은 위치가 압하되기까지의 시간을 가리킨다.

이것은, 패스 사이의 시간을 규정하여 미압연시의 재결정 빈도와 재결정 입자의 성장을 제어하는 것과, 1패스당 압하율을 규정함으로써 압연시에 도입되는 변형량을 제어하고, 재결정이 발생하는 빈도를 제어함으로써, 구γ 입경의 미세 균일화가 달성되는 것으로 생각되었다.

본 발명에서는, 상기의 수단을 채용함으로써, 구γ 입경의 미세화를 도모함과 함께 그의 격차를 저감할 수 있어, 굽힘 가공성도 개선되게 된다. 구γ 입경의 미세화의 기준으로서는, 구γ의 평균 입경을 20㎛ 이하로 할 필요가 있다. 이에 따라, 가공성 개선을 위해 필요한 신장이 높은 것이 된다. 단, 구γ 입경의 미세화를 달성하는 것만으로는, 본 발명의 목적이 달성되지는 않고, 그의 격차도 저감할 필요가 있다. 그 지표로서, 결정 입경 분포의 표준편차(σ)가 5㎛ 이하일 필요가 있다. 또, 표준편차 σ는 하기의 방법에 의해 구해지는 것이다.

[표준편차 σ의 측정 방법]

광학 현미경으로 400배의 배율로 마이크로 조직을 관찰하여, 세로ㆍ가로 각각 5등분 하고, 각각의 선분이 절단한 결정 입자(구γ 입자)의 길이(x_i)를 계측한 결과로부터 그의 분포를 구하여, 하기 수학식 1, 2에 의해 평균값, 분산을 구한 후, 분산의 제곱근을 취한 것을 표준편차로 한다.

(평균값)

(분산)

굽힘 가공성을 개선하는 인자로서, 최대 결정 입경이 지배하는 것도 생각할 수 있지만, 본 발명의 고강도 강판에서는, 결정 입자(구γ 입자)가 정규 분포에 가까운 분포를 나타내고 있어, 최대 결정 입경은 거의 문제가 되지 않는 것으로 생각되었다. 이러한 최대 결정 입경이 문제가 되는 것은 저합금강의 경우로서, 본 발명의 강판과 같이 강도 클래스가 980㎫ 이상인 고합금강의 경우에는, 결정 입자의 이상 성장이 일어나는 온도역이 낮고 구동력이 작으므로 거의 발생하는 일은 없다. 이 때문에, 본 발명에서는 최대 결정 입경이 아닌 표준편차를 규정하는 것만으로 그 특성을 평가할 수 있게 된다.

안정되고 신장이 좋은 강판을 제조함에 있어서, 이방성이 큰 조직은 재질의 이방성을 생기게 하는 결과가 되기 때문에 압도적으로 불리해진다. 본 발명과 같이, 결정 입경이 균일한 조직으로 함으로써, 굽힘 가공성이 양호한 강판을 얻을 수 있게 된다. 또한, 조직 단위를 미세화함으로써, 전위의 장해가 되는 단위 면적당 입계를 증가시키게 되어, 이것이 신장을 개선하게 된다. 즉, 가공 경화가 큰 재료이면, 인장시에 국부적으로 응력이 걸렸다고 하더라도, 그 부분이 매우 높은 가공 경화능을 발휘함으로써, 그 부분에서는 그 이상 변형이 일어나지 않고, 다른 미가공 경화 부분에서 변형이 진행하게 된다. 그 결과, 가공 경화시키는 능력이 큰 조직(미세한 조직)이면 신장이 큰 것이 된다.

조직 미세화에 의해 상기와 같은 현상이 생기는 이유는, 결정 입자 내에서의 전위의 파일업(pile-up) 이론에 근거하는 것이며, 결정 입계는 전위의 파일업 사이트로서 기능하는 것이 알려져 있다. 결정 입계에는, 구γ 입계, 버킷 입계, 블록 입계, 라스 입계 등이 존재하지만, 이웃하는 결정 입자와의 방위차가 가장 큰 구γ 입계는 전위의 파일업 사이트로서의 기능이 높다고 하는 지견이 얻어지고 있어, 신장의 지배 인자로서는 구γ 입경이 가장 영향이 높다고 생각되었다.

또, 본 발명의 강판에서는, 후술하는 제조 방법에 의해, 최종적으로 템퍼링 마르텐사이트 조직이나 템퍼링 베이나이트 조직이 되어, 인장강도가 980㎫ 이상인 강판이 되는 것이지만, 어느 쪽의 조직이 된다고 해도, 구γ 입경은 최종 제품에 있어서도 보존되어 있고, 그 구γ 입경을 미세화함으로써 상기의 효과가 달성되게 된다.

본 발명의 고강도 강판에서는, 조직의 미세화의 관점에서, Ti 및 Nb의 함유량을 적절히 조정할 필요가 있지만, 그 밖의 C, Si, Mn, Cr, Mo 등의 기본 성분에 대해서도 적절히 제어할 필요가 있다. 이들 원소의 범위 한정 이유는 다음과 같다.

[C : 0.1~0.25%]

C는 강도 향상에 불가결한 원소로서, 재가열 담금질ㆍ템퍼링에 의한 제조 방법에서는(후술하는 QT법), C함유량이 0.1% 미만이면 인장강도가 980㎫ 이상이라는 고강도를 얻기 위해 다른 합금원소를 다량으로 첨가하게 되어 비용이 높아져버린다. 보다 바람직하게는 0.20% 이상이다. 그러나, C함유량이 과잉이 되면 인성이나 용접성을 현저히 손상시키므로, 0.25%까지로 할 필요가 있다.

[Si : 0.1~0.5%]

Si는 강재의 고강도화와 탈산에 불가결한 원소이지만, 0.1% 미만이면 이러한 효과를 발휘시키기 불충분하고, 0.5%를 넘어 과잉 함유시키면 인성이 저하하게 된다. 이 때문에, Si함유량은 0.1~0.5%로 할 필요가 있다. 보다 바람직한 하한은 0.15%, 보다 바람직한 상한은 0.35%이다.

[Mn : 0.5~2.0%]

Mn은 강판의 담금질성을 높이고, 강도ㆍ인성을 향상시키는 원소로서 유효하다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn 함유량을 0.5% 이상으로 할 필요가 있다. 보다 바람직하게는 0.80% 이상이다. 그러나, Mn을 과잉 함유시키면 용접부의 인성이 열화하므로, 그 상한을 2.0%로 한다.

[Cr : 0.1~1.5%]

Cr은 Mn과 마찬가지로 소량의 첨가로 담금질성을 향상시키는 원소로서 유용하다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Cr 함유량을 0.1% 이상으로 할 필요가 있다. 보다 바람직하게는 0.30% 이상이다. 그러나, Cr을 과잉 함유시키면 용접부의 인성이 열화하므로, 그 상한을 1.5%로 한다. 보다 바람직한 상한은 1.0%이다.

[Mo : 0.1~0.5%]

Mo에는 소둔(annealing) 후의 강도를 확보하는 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.1% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mo를 0.5%보다 과잉 함유시켜도, 그 효과가 포화할 뿐, 강판의 인성을 오히려 저하시키게 된다. 이 때문에, Mo의 함유량은 0.1~0.5%로 규정했다. 보다 바람직한 상한은 0.20%이 다.

[Ti : 0.01~0.05%]

Ti는 미세한 탄질화물을 형성하기 쉽고, 소량의 첨가로 결정 입계나 전위를 피닝함으로써, 미세한 구γ 입자를 형성함과 함께, 강판의 강화에 기여하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 그 함유량을 0.01% 이상으로 할 필요가 있지만, Ti 함유량이 과잉이 되어 0.05%를 초과하면 인성 열화의 원인이 된다. 보다 바람직한 상한은 0.03%이다.

[Nb : 0.01~0.05%]

Nb는 Ti와 마찬가지로 미세한 탄질화물을 형성하기 쉽고, 결정 입계나 전위를 피닝함으로써, 미세한 구γ 입자를 형성함과 함께, 강판의 강화에 기여하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 그 함유량을 0.01% 이상으로 할 필요가 있지만, Nb 함유량이 과잉이 되어 0.05%를 초과하면 인성 열화의 원인이 된다. 보다 바람직한 상한은 0.03%이다.

[V : 0.01~0.05% 및/또는 B : 0.0001~0.005%]

V와 B는, 모두 강재를 강화함에 있어서 유효한 원소이다. 이 중 V는, Ti나 Nb와 마찬가지로 미세한 탄질화물을 형성하기 쉽고, 결정 입계나 전위를 피닝함으로써, 미세한 구γ 입자를 형성함과 함께, 강판의 강화에 기여하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, V 함유량을 0.01% 이상으로 할 필요가 있지만, 그의 함유량이 과잉이 되어 0.05%를 초과하면 인성 열화의 원인이 된다. 보다 바람직한 상한은 0.02%이다.

한편, B는 극소량의 첨가로 강의 담금질성을 향상시켜 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과를 발휘한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, B 함유량을 0.0001% 이상으로 할 필요가 있다. 보다 바람직하게는 0.0005% 이상이다. 그러나, 그의 함유량이 과잉이 되어 0.005%를 초과하면 인성 열화의 원인이 된다. 보다 바람직한 상한은 0.002%이다.

본 발명의 고강도 강판에 있어서, 상기 성분 외에는, 철 및 불가피적 불순물이지만, 용제상 불가피적으로 혼입되는 미량 성분(허용 성분)도 포함될 수 있고(예컨대, P, S, O 등), 이러한 강판도 본 발명의 범위에 포함되는 것이다. 또한, 본 발명의 고강도 강판에는, 필요에 따라, 추가로 Ca : 0.0005~0.01%를 함유하는 것도 유효하고, Ca를 함유함으로써 고강도 강판의 특성을 더 향상시킬 수 있다. Ca를 함유시킬 때의 범위 한정 이유는 하기와 같다.

[Ca : 0.0005~0.01%]

Ca는 비금속 개재물의 제어에 의해 인성을 향상시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 그러나, Ca함유량이 0.01%를 넘어 과잉이 되어도 그 효과가 포화하므로, 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은 0.0025%이다.

본 발명의 고강도 강판을 제조하기 위해서는, 불균일한 재결정 조직의 생성을 억제한다는 관점에서, 마무리 압연시의 최장 패스 사이의 시간을 15초 이내로 하고, 한 장의 강판에 있어서의 1패스당 압하율 중, 적어도 3회는 20~30% 정도의 균일 압하를 할 필요가 있지만, 그 밖의 조건에 대해서는 통상의 제조 조건에 따르면 된다. 단, 연속 주조 후의 열간 압연으로부터 직접 담금질-템퍼링하는 방법(이하, 「DQ-T법」이라고 부름)에서는, 구γ 입경은 커지지 않지만, 가속 냉각 과정에서의 냉각 편차에 기인하는 조직의 격차가 발생하기 쉽기 때문에, 구γ 입경의 격차가 커지기 쉬워 바람직하지 않다.

이러한 관점에서, 연속 주조한 후 열간 압연을 행하고, 그 후 일단 냉각하고 나서 담금질ㆍ템퍼링하는 방법이 바람직하다. 구체적으로는, 상기와 같은 화학 성분계로 전로에서 용제하여, 얻어진 슬라브 주편을 1100~700℃ 정도로 열간 압연을 행한다. 이때의 압연 조건은, 조(粗)압연기로 판두께 : 120㎜ 이하까지 압연한 후, 마무리 압연기로 상기한 조건(패스 사이의 시간, 1회당 압하율)으로 압연하고, 압연 종료 온도를 재결정 온도 이상에서 압연을 종료한다. 이때의 판두께는 6~50㎜이다.

상기 압연 후는, 대기 중에서 100℃ 이하까지 냉각한 후, 재가열 담금질 처리를 행한다. 이 때의 담금질 조건은, 가열 온도 : 880~930℃까지 가열하고, 그 온도로 5~15분 유지한 후, 물 담금질을 행한다. 또한, 담금질 처리 후, 강판 온도를 100℃ 이하로 하고 나서 템퍼링 처리를 행한다. 이 때의 템퍼링 조건은, 온도 : 300~500℃까지 가열하고, 그 온도로 5~15분 정도 유지한 후, 대기 중에서 공냉한다(이하, 이 방법을 「QT법」이라고 부름).

이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니고, 상ㆍ하기의 취지에 적합한 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것은 물론 가능하고, 그것은 모두 본 발명의 기술적범위에 포함된다.

[실시예 1]

하기 표 1에 나타내는 화학 성분 조성의 강을 통상의 방법에 의해서 용제하고, 상기한 방법(QT법)에 의해 각종 강판을 제조했다. 이때, 열간 압연 후에 일단 냉각하지 않고서, 직접 담금질-템퍼링한 강판(DQ-T법)에 대해서도 제작했다(하기 표 2의 No.16, 17).

얻어진 각 강판에 대하여, 하기의 방법에 의해 인장시험을 행하여, 강판의 기계적 특성(인장강도 TS, 전체 신장 EL)을 측정함과 함께, 하기의 방법에 의해 구γ 입경을 측정하여, 그 입경을 통계학적으로 정량 평가했다.

[기계적 특성의 측정 방법]

인장시험의 시험편은, JIS Z 2201 5호 시험편(판두께 : 4.5~6㎜인 경우), JIS Z 2201 1A호 시험편(판두께 : 6~40㎜인 경우), 또는 JIS Z 2201 4호 시험편(판두께 : 40~50㎜인 경우)을 사용하여, 압연 방향에 수직인 방향을 길이 방향으로 하도록 시험편을 가공했다. 이들 시험편을 이용하여, JIS Z 2241의 요령으로 인장시험을 행하여, 강판의 인장강도 TS, 및 전체 신장 EL을 측정했다. 이 때, 시험편 채취 위치는 강판의 판두께 방향 1/4의 위치로 했다. 또, 인장강도에 대해서는 적어도 980㎫ 이상을 확보할 필요가 있고, 전체 신장 EL에 대해서는 후(厚)판제품을 가공할 때에 굽힘 균열이 발생하지 않기 위해 요구되는 13%를 합격 기준으로 했다.

[구γ 입경의 측정 방법]

강판의 압연 방향과 평행한 단면을 광학 현미경으로 관찰했다. 이 때의 관찰 조건은, 관찰 배율 : 400배, 관찰 위치는 판두께 방향의 1/4부분이며, 시야수는 임의의 10시야로 했다. 총 관찰 면적은 1시료당 3×10²(㎛²)이다. 이 때 시료를 관찰하기 쉽게 하기 위해, 피크린산, 염산, 계면 활성제 등을 함유하는 부식액으로 화학 부식을 실시했다. 그리고, 상술한 방법에 의해 구γ 입경의 평균값과 표준편차 σ를 구했다.

그 결과를, 제조 방법(QT법 또는 DQ-T법), 최장 패스 사이의 시간, 압하율(3회 거의 균일하게 압하했을 때의 1회당 평균 압하율)과 함께 하기 표 2에 나타낸다. 또한 이들의 결과에 근거하여, 구γ 입경(평균값)과 전체 신장 EL의 관계를 도 1에, 표준편차 σ와 전체 신장 EL의 관계를 도 2 에 각각 나타낸다.

이들의 결과로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 우선, 시험 No.1~15의 것은 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 강판(발명강)으로서, 모두 높은 인장강도와 함께 양호한 신장을 나타내고 있는 것을 알 수 있다. 또한, 평균 구γ 입경을 20㎛ 이하로 함과 함께, 그 표준편차 σ를 5㎛ 이하로 함으로써, 높은 신장을 달성할 수 있는 것을 알 수 있다.

이에 비하여, 시험 No.16~20의 것은 본 발명에서 규정하는 요건 중 어느 하나가 결여된 것(비교강)으로서, 모두 신장이 작은 값으로 되어 있다. 구체적으로는, 시험 No.16, 17의 것은 제조 방법이 DQ-T법에 의한 것으로서, 구γ 입경은 작게 제어되어 있지만, 가속 냉각 과정에서의 냉각 편차에 기인하는 조직의 격차가 발생하고 있기 때문에, 구γ 입경 분포의 격차가 발생하고 있어(표준편차 σ의 값이 큼), 희망하는 신장을 확보할 수 없다.

시험 No.18~20의 것은 결정 입경 미세화와 조직의 균일화에 영향을 주는 Nb나 Ti를 함유시키고 있지 않는 성분계의 강판으로서, Nb나 Ti의 탄질화물에 의한 구γ 입경의 미세화를 도모할 수 없고, 또한 마무리 압연에 있어서의 최장 패스 사이의 시간이나 압하율이 적절히 조정되어 있지 않으므로, 재결정 입자 성장의 격차에 의해 구γ 입경의 격차도 커지기 때문에 높은 신장을 달성할 수 없다.

시험 No.21의 것은, Mo와 Nb가 규정범위 밖이기 때문에 강도 부족이 되어있고 또한, 최장 패스 사이의 시간의 조건을 벗어나 있기 때문에 구γ 입경의 격차가 커져 있다.

도 1은 구γ 입경(평균값)과 전체 신장 EL의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 2는 표준편차 σ와 전체 신장 EL의 관계를 나타내는 그래프이다.

Claims (2)

1. C : 0.1~0.25%(질량%의 의미, 화학 성분 조성에 대해서는 이하 동일), Si : 0.1~0.5%, Mn : 0.5~2.0%, Cr : 0.1~1.5%, Mo : 0.1~0.5%, Ti : 0.01~0.05% 및 Nb : 0.01~0.05%를 각각 함유하고, V : 0.01~0.05% 및 B : 0.0001~0.005% 중 적어도 한쪽을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

   또한 구오스테나이트의 평균 입경이 20㎛ 이하임과 함께, 구오스테나이트 입경 분포의 표준편차(σ)가 5㎛ 이하이며,

   인장강도가 980㎫ 이상인

   고강도 강판.
2. 제 1 항에 있어서,

   추가로 Ca : 0.0005~0.01%를 함유하는 고강도 강판.

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